(57)【要約】【課題】冷間加工後の調質処理を必要としない、高強度高靭性継目無鋼管を提案する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.02〜0.07％、Si：0.05〜1.0％、Mn：2.0％超4.5％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.005％以下、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.005％以上0.03％未満、Ｂ：0.001〜0.004％を、（Mn＋1.3Cr＋1.5Mo＋0.3Ni＋0.6Cu）≧  3.0を満足するように含む組成を有し、組織をベイナイト相からなる単相組織あるいは面積率で90％以上のベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織とする。また、Cu、Ni、Ｖ、Caのうちの１種または２種以上を含有してもよい。これにより、引張強さ600MPa以上の高強度を有し高靭性で、冷間加工後の靭性劣化が少ない鋼管となる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.02〜0.07％、                 Si：0.05〜1.0％、
Mn：2.0％超4.5％以下、             Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.01〜0.06％、
Ｎ：0.007％以下、                  Ｏ：0.005％以下、
Cr：0.05〜1.0％、                  Mo：0.05〜1.0％、
Nb：0.005〜0.20％、                Ti：0.005％以上0.03％未満、
Ｂ：0.001〜0.004％
を、下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、低炭素ベイナイト相からなる単相組織あるいは面積率で90％以上の低炭素ベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織を有することを特徴とする高強度継目無鋼管。
記
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ｖ：0.20％以下、Ca：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度継目無鋼管。
【請求項３】
鋼管素材に、加熱と、それに続く穿孔、圧延からなる造管工程を施し継目無鋼管とする継目無鋼管の製造方法において、前記鋼管素材が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.07％、Si：0.05〜1.0％、Mn：2.0％超4.5％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.005％以下、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.005％以上0.03％未満、Ｂ：0.001〜0.004％を、下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管素材とし、前記加熱が、Ａc3変態点以上の温度への加熱であり、前記圧延が、750℃以上の圧延終了温度を有する圧延であることを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
記
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
【請求項４】
前記圧延が、900〜750℃の温度域での減面率が30％以上の圧延であることを特徴とする請求項３に記載の高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記造管工程を施し得られた継目無鋼管に、さらに（Ａc3変態点＋10℃）〜（Ａc3変態点＋90℃）の温度域に加熱し30min以下保持したのち空冷する熱処理を施すことを特徴とする請求項３または４に記載の高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.02〜0.07％、                 Si：0.05〜1.0％、
Mn：2.0％超4.5％以下、             Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.01〜0.06％、
Ｎ：0.007％以下、                  Ｏ：0.005％以下、
Cr：0.05〜1.0％、                  Mo：0.05〜1.0％、
Nb：0.005〜0.20％、                Ti：0.005％以上0.03％未満、
Ｂ：0.001〜0.004％
を、下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する継目無鋼管に、（Ａc3変態点＋10℃）〜（Ａc3変態点＋90℃）の温度域に加熱し30min以下保持したのち空冷する熱処理を施すことを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
記
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％）
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ｖ：0.20％以下、Ca：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３ないし６のいずれかに記載の高強度継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、圧力容器用、機械構造用部品等で高寸法精度、高靭性を必要とする部材用として好適な、引張強さ600MPa以上を有する高強度継目無鋼管およびその製造方法に係り、とくに、冷間引抜き等の冷間加工後の靭性改善に関する。
【背景技術】
【０００２】
マンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマン−マンドレルミル方式等の穿孔、延伸圧延、縮径圧延等からなる熱間の造管工程を経て製造される継目無鋼管は、その製造工程上、他の製造方法で製造された鋼管に比べて、偏肉が発生しやすいこと、さらに形状、寸法精度で劣るという問題がある。そのため、圧力容器向けや機械構造部品向けの場合には、冷間引抜きなどの冷間加工を施して表面性状等を矯正して使用に供しているのが現状である。とくに、偏肉が大きい場合には、電縫鋼管並みに矯正するために、減肉率が10％を超える冷間引抜きを行なう必要がある。しかし、多量の冷間加工の付与は、継目無鋼管の靭性劣化を招くことになる。この冷間加工による靭性劣化は、とくに高強度鋼管で顕著となる。
【０００３】
また、高強度の継目無鋼管を、焼入れ焼戻処理を施すことなく、非調質で製造するためには、一般的に、Ｃ：0.2％を超えるような中炭素域〜高炭素域組成の鋼管素材を使用することが多く、そのため、造管まま継目無鋼管の靭性は低くなる。このような継目無鋼管に多量の冷間加工を施すと著しく靭性が劣化することになる。
このような問題に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.50％以下、Mn：0.30〜2.00％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.020％以下、Al：0.10％以下を含み、あるいはさらにMo：0.50％以下、Ｖ：0.10％以下、Ni：0.50％以下、Cr：1.00％以下、Cu：0.50％以下、Ti：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうち１種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を製管後、所定の寸法に冷間加工を施したまま、もしくは冷間加工後焼なまし、焼ならしまたは焼入れ焼戻し処理する、高強度高靭性エアーバック用鋼管の製造方法が提案されている。
【０００４】
また、特許文献２には、特許文献１に記載された組成と同様の組成の鋼を製管後、850〜1000℃で焼ならしたのち、所定の寸法に冷間加工を施したまま、もしくは冷間加工後焼なまし、焼ならしまたは焼入れ焼戻し処理する、高強度高靭性鋼管の製造方法が提案されている。
【特許文献１】特開平10−140283号公報
【特許文献２】特開平10−140249号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、特許文献１、２に記載された技術では、冷間加工後に、高靭性を確保するためには、熱処理を必要とするため、生産能率が低下し、製造コストが高騰するという問題があった。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さ600MPa以上の高強度を有し高靭性で、しかも冷間加工を施しても靭性劣化が少なく、冷間加工後の熱処理を必要としない、高強度継目無鋼管およびその製造方法を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、冷間加工後の靭性劣化に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、継目無鋼管の組織を低炭素ベイナイト単相組織または低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織とすることにより、冷間引抜等の冷間加工を施しても靭性劣化の程度を少なくすることができることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
【０００７】
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.07％、Si：0.05〜1.0％、Mn：2.0％超4.5％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.005％以下、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.005％以上0.03％未満、Ｂ：0.001〜0.004％を、次（１）式
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、低炭素ベイナイト相からなる単相組織あるいは面積率で90％以上の低炭素ベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織を有することを特徴とする高強度継目無鋼管。
【０００８】
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ｖ：0.20％以下、Ca：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度継目無鋼管。
（３）鋼管素材に、加熱と、それに続く穿孔、圧延からなる造管工程を施し継目無鋼管とする継目無鋼管の製造方法において、前記鋼管素材が、質量％で、Ｃ：0.02〜0.07％、Si：0.05〜1.0％、Mn：2.0％超4.5％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.005％以下、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.005％以上0.03％未満、Ｂ：0.001〜0.004％を、次（１）式
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼管素材とし、前記加熱が、Ａc3変態点以上の温度への加熱であり、前記圧延が、750℃以上の圧延終了温度を有する圧延であることを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
【０００９】
（４）（３）において、前記圧延が、900〜750℃の温度域での減面率が30％以上の圧延であることを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
（５）（３）または（４）において、前記造管工程後に、前記継目無鋼管に、（Ａc3変態点＋10℃）〜（Ａc3変態点＋90℃）の温度域に加熱し30min以下保持したのち空冷する熱処理を施すことを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
【００１０】
（６）質量％で、Ｃ：0.02〜0.07％、Si：0.05〜1.0％、Mn：2.0％超4.5％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.01〜0.06％、Ｎ：0.007％以下、Ｏ：0.005％以下、Cr：0.05〜1.0％、Mo：0.05〜1.0％、Nb：0.005〜0.20％、Ti：0.005％以上0.03％未満、Ｂ：0.001〜0.004％を、次（１）式
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する継目無鋼管に、（Ａc3変態点＋10℃）〜（Ａc3変態点＋90℃）の温度域に加熱し30min以下保持したのち空冷する熱処理を施すことを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
【００１１】
（７）（３）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下、Ｖ：0.20％以下、Ca：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度継目無鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、冷間引抜等の冷間加工を加えても靭性の劣化の程度が少ない、高靭性で高強度の継目無鋼管を安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、圧延条件や冷却条件が広範囲に変化しても、強度変化や組織変化が少ないため、種々のサイズの継目無鋼管の製造に対処でき、生産性向上に寄与できるという効果もある。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の継目無鋼管は、低炭素ベイナイト相からなる単相組織あるいは面積率で90％以上の低炭素ベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織を有する。低温変態相としてはマルテンサイト相とすることが好ましい。
組織を低炭素ベイナイト相単相または面積率で90％以上の低炭素ベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織とすることにより、所望の強度と造管ままでの高靭性が確保できるとともに、冷間加工後の靭性劣化を抑制することができる。フェライト相およびパーライト相が形成されると、冷間引抜等の冷間加工後の靭性が顕著に低下する。
【００１４】
このようになる機構については、現在までのところ明確になっていないが、本発明者らはつぎのように考えている。フェライト相のような軟質相を含む場合には、強度差の大きい組織が同時に存在するため、軟質相中や、軟質相と硬質相との界面に加工歪が集中し、脆化が促進されるものと推察される。一方、低炭素ベイナイト相単相または低炭素ベイナイト相を主体とする組織とすることにより、微細炭化物が均一分散した均質組織となり、冷間加工による歪がおもに粒内に均一分散され、靭性低下が抑制されるものと推察される。
【００１５】
このため、本発明ではCr、Mo、Nb、Ｂを必須含有する組成とし、さらに低炭素下での焼入れ性を確保するため、とくにMn、Cr、Mo、Ni、Cu含有量を次（１）式
Mn＋1.3Cr＋2.0Mo＋0.3Ni＋0.6Cu  ≧  3.0  ………（１）
（ここで、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu：各元素の含有量（質量％））
に示す特定の関係を満足するように調整する。これにより、フェライト相およびパーライト相の形成を遅滞させることができ、組織を低炭素ベイナイト相単相または面積率で90％以上の低炭素ベイナイト相と残部低温変態相からなる混合組織とすることができる。（１）式の関係が満足されない場合には、造管ままで組織を所望の組織とすることができず、冷間加工後の靭性劣化を抑制することができなくなる。なお、（１）式左辺値の計算に際しては、含有しない元素は、零として計算するものとする。
【００１６】
上記した関係式以外の、本発明の高強度継目無鋼管の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.02〜0.07％
Ｃは、鋼の強度増加に寄与する元素であり、所望の組織、所望の600MPa以上の引張強さを確保するために本発明では0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.07％を超えて過剰に含有すると、製造条件を広範囲に変化させた場合には、組織を低炭素ベイナイト相とすることができず、冷間加工後の靭性低下が顕著となる。このため、本発明では、Ｃは0.02〜0.07％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.05％である。
【００１７】
Si：0.05〜1.0％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化で鋼の強度を増加させる元素であり、このような効果を得るには 0.05％以上含有する必要がある。一方、1.0％を超える過剰な含有は熱間加工性を著しく低下させるとともに、靭性を低下させる。このため、本発明では0.05〜1.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.6％である。
【００１８】
Mn：2.0％超4.5％以下
Mnは、強度を向上させるとともに、焼入れ性を向上させる安価な元素であり、所望の組織を確保するために、本発明では2.0％超の含有を必要とする。本発明では、冷間加工後の靭性劣化を抑制する目的で、組織を低炭素ベイナイト相単相組織あるいは低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織とするが、そのためにMnをCr、Mo、Ni、Cu量とのバランスで適正量含有させる。Mn含有量が2.0％以下では、焼入れ性向上のためにNi、Cr等の他の高価な元素を多量に含有させる必要があり、材料コストが高騰する。一方、4.5％を超えて含有すると、中心偏析起因の欠陥が発生する危険性が増大する。このため、Mnは2.0％超4.5％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは2.5％超4.0％以下である。
【００１９】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは、粒界に偏析しやすい元素であり、多量に含有すると粒界強度が著しく低下し、延性、靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.030％までは許容できる。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.015％以下
Ｓは、鋼中では主としてMn系硫化物（非金属介在物）として存在するが、0.015％を超えて含有すると、粗大で伸展した非金属介在物となり、冷間引抜等の加工や、応力負荷に際して、これら非金属介在物を起点として亀裂が発生し、特性を著しく低下させる。このため、Ｓは0.015％以下に限定した。なお、好ましくは0.008％以下である。
【００２０】
Al：0.01〜0.06％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、AlNとしてＮを固定する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。しかし、0.06％を超えて含有すると、アルミナ系介在物量が増加し清浄度が低下するとともに、靭性が低下する。このため、Alは0.01〜0.06％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.04％である。
【００２１】
Ｎ：0.007％以下
Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれるが、多量に鋼中に固溶されると熱間脆性を生じるため、Al、Ti等により窒化物として無害化することが好ましい。しかし、0.007％を超えて含有すると、粗大な窒化物を形成し、延性、靭性を低下させる。このため、Ｎは0.007％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００２２】
Ｏ：0.005％以下
Ｏは、鋼中では主として酸化物（非金属介在物）として存在し、清浄度を低下させるとともに、延性、靭性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましい。0.005％以下に低減すれば上記した悪影響は少なくなるため、本発明ではＯは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
【００２３】
Cr：0.05〜1.0％
Crは、パーライト変態を遅滞させて、焼入れ性を向上させる元素であり、広い範囲で製造条件が変化しても、低炭素ベイナイト相単相組織、あるいは低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織を確保するために必須の元素である。このような効果を得るため、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Crは0.05〜1.0％の範囲に限定した。好ましくは0.08〜0.5％である。なお、Crは、上記した範囲内で、かつMn、Mo、Ni、Cu量とのバランスで（１）式を満足するように適正量含有させる。
【００２４】
Mo：0.05〜1.0％
Moは、フェライト変態を遅滞させて、焼入れ性を向上させる元素であり、広い範囲で製造条件が変化しても、低炭素ベイナイト相単相組織、あるいは低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織を確保するために必須の元素である。このような効果を得るため、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、延性を低下させる。このため、Moは0.05〜1.0％の範囲に限定した。好ましくは0.08〜0.5％である。なお、Moは、上記した範囲内で、かつMn、Cr、Ni、Cu量とのバランスで（１）式を満足するように適正量含有させる。
【００２５】
Ti：0.005％以上0.03％未満
Tiは、強い窒化物形成元素であり、Ｎによる熱間脆性、時効硬化等の悪影響を抑制する作用を有する。ために、0.005％以上の含有を必要とする。また、Tiは、Ｂの有効利用を促進するために、BNの形成を防止する作用も有する。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.03％以上の含有は、粗大な窒化物が形成しやすくなり、靭性が低下する。このため、Tiは0.005％以上0.03％未満に限定した。なお、好ましくは（48/14×Ｎ）％〜0.025％である。
【００２６】
Nb：0.005〜0.20％
Nbは、拡散型変態を遅延させる有効な元素であり、広い範囲で製造条件が変化しても、低炭素ベイナイト相単相組織、あるいは低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織を確保するために必須の元素である。また、Nbは、Ｂと複合含有させることにより、その効果が増大する。また、Nbは、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有し、靭性向上に有効に寄与するとともに、微細な炭化物を形成して強度を増加させる。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.20％を超える含有は、延性、靭性を低下させる。このため、Nbは0.005〜0.20％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.10％である。
【００２７】
Ｂ：0.001〜0.004％
Ｂは、粒界強化元素として粒界割れの抑制に有効に作用する元素であり、靭性向上に寄与する。また、Ｂは、フェライト変態を遅延させ、さらにNbと複合して含有する場合には、Nbの拡散型変態の遅延をも向上させ、広い範囲で製造条件が変化しても、低炭素ベイナイト相単相組織、あるいは低炭素ベイナイト相と少量の低温変態相との混合組織を確保するために必須の元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.004％を超え含有しても上記した効果が飽和するとともに、延性が低下する。このため、Bは0.001〜0.004％に限定した。なお、好ましくは0.0015〜0.003％である。
【００２８】
上記した成分が基本組成であるが、上記した基本組成に加えて加えてさらに、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｖ：0.20％以下、および／または、Ca：0.005％以下を含有してもよい。
Ni、Cuは、強度、靭性、耐食性を向上させ、また、Mn、Cr、Moほどではないが焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果はそれぞれ0.05％以上の含有で顕著となる。一方、Ni：1.0％、Cu：1.0％をそれぞれ超えて含有しても、上記した効果が飽和し経済的に不利となるとともに、熱間脆性を引き起こす場合がある。このため、Ni：1.0％以下、Cu：1.0％以下にそれぞれ限定することが好ましい。なお、Ni、Cuは、上記した範囲内で、かつMn、Cr、Mo量とのバランスで（１）式を満足するように適正量含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｖは、炭窒化物を形成し、組織の微細化と、析出強化を介して強度を増加させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は0.005％以上の含有で認められる。一方、0.20％を超える含有は、延性、靭性が低下する。このため、Ｖは0.20％以下に限定することが好ましい。
Caは、非金属介在物の形態を球状とし、延性および靭性の向上に有効に作用する元素であり、本発明では必要に応じ選択して含有できる。このような効果は、Ca：0.001％以上の含有で認められる。一方、Caを0.005％を超えて含有すると、介在物量が多くなりすぎて清浄度が低下する。このため、Ca：0.005％以下に限定することが好ましい。
【００３０】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
つぎに、本発明の高強度継目無鋼管の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の公知の溶製方法により溶製し、連続鋳造法、造塊法等の公知の鋳造方法によりビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造法等によりスラブとし、該スラブを圧延によりビレットとしてもよい。
【００３１】
本発明では、得られた鋼管素材に、Ａc3変態点以上の温度への加熱と、それに続く穿孔、圧延からなる造管工程を施して、継目無鋼管とする。鋼管素材は、Ａc3変態点以上の温度への加熱により、一旦オーステナイト化されたのち、マンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマンーマンドレルミル方式の製造設備を用いて、穿孔、圧延し、必要に応じて中間加熱を施されて、ストレッチレデューサー、サイジングミル等により、所望の寸法の継目無鋼管とされる。造管工程における圧延は、鋼管の機械的性質の均質化、寸法精度、圧延効率等の観点から、750℃以上の圧延終了温度を有する圧延とすることが好ましい。加熱温度がＡc3変態点未満では、オーステナイト化が不十分であり所望の組織を得ることができなくなる。また、圧延終了温度が750℃未満では、鋼管素材の組成や圧延条件によっては、加工誘起フェライト変態が生じる場合があり、所望の組織を得ることができなくなる。なお、造管工程が上記した以外の方式、例えば熱間押し出し法による継目無鋼管であっても、一旦オーステナイト化したのち、750℃以上で熱間加工を終了すれば、何ら問題ががない。
【００３２】
なお、Ａc3変態点は、実測することが望ましいが、次式を用いて算出してもよい。
Ａc3（℃）＝910−230√Ｃ＋44.7Si−20Mn−15.2Ni−20Cu−11Cr＋31.5Mo＋104Ｖ＋700Ｐ＋400Al＋400Ti
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、Ｖ、Ｐ、Al、Ti：各元素の含有量（質量％））
とくに、上記した造管工程における圧延を750℃以上900℃以下の温度域での減面率が30％以上となる圧下を施す圧延とすることが、造管ままの靭性の確保という観点から好ましい。また、上記した圧延により未再結晶温度域での加工歪が蓄積し、ベイナイト変態時の組織（パケットサイズ）が微細化されるためと推察される。一方、減面率が30％未満では、ベイナイト変態時の組織（パケットサイズ）が微細化されない場合があり、圧延ままの靭性が低下する場合がある。しかし、減面率が30％未満の場合でも、本発明の組成、組織であれば、冷間加工を施したのちの靭性低下の程度は小さい。
【００３３】
また、本発明では、上記した造管工程を施し得られた継目無鋼管、あるいは上記した造管工程に続いて冷間加工等の成形加工を施された継目無鋼管に、さらに組織の調整および材質の均質化を目的とした熱処理を施してもよい。
また、上記した造管工程とは異なる造管工程を施された継目無鋼管、あるいは通常の造管工程とは異なる冷間加工等の成形加工で造管された継目無鋼管でも、上記した本発明範囲の組成を有する鋼管であれば、さらに組織の調整を目的とした熱処理を施すことにより、上記した所望の組織、材質を有する継目無鋼管とすることができる。
【００３４】
このような熱処理としては、（Ａc3変態点＋10℃）〜（Ａc3変態点＋90℃）の温度域に加熱し30min以下保持したのち空冷する熱処理とすることが好ましい。加熱温度が、（Ａc3変態点＋10℃）未満では、素材の不均質等により、十分にオーステナイト化が達成できない場合があり、フェライト相が生成し、所望の組織を確保することができなくなる。また、（Ａc3変態点＋90℃）を超える高温加熱、あるいは30minを超える長時間保持では、オーステナイト粒が粗大化し、靭性が低下する。
【実施例】
【００３５】
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解法で溶製したのち、鋳造し、小型鋼塊（100kgf：980N）とした。ついで、これら鋼塊に熱間鍛造を施して鋼管素材（ビレット）とした。鋼管素材を、加熱温度：1250℃に加熱したのち、モデルシームレス圧延機により、熱間で穿孔、圧延からなる造管工程を施し、継目無鋼管（外径：63.5mmφ×肉厚：5.0mm）とした。なお、圧延条件は表２に示す、900〜750℃の温度域での減面率、および圧延終了温度とした。また、一部の継目無鋼管については、表２に示すＮ処理（ノルマ処理）、あるいはＱＴ処理の熱処理を施した。Ｎ処理は、900℃×５min加熱したのち空冷する処理とし、ＱＴ処理は、890℃×10min加熱したのち、水冷する焼入れと、500℃×15minの焼戻しを施す処理とした。
【００３６】
得られた継目無鋼管について、組織観察、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、組織、引張特性、靭性を評価した。試験方法は次のとおりである。なお、Ａc3変態点は前記した式を用いて算出した。
（１）組織観察
各継目無鋼管から、組織観察用試験片を採取し、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて組織観察し、組織の種類および画像解析装置を用いて低炭素ベイナイト相の分率を測定した。
【００３７】
（２）引張試験
各継目無鋼管からJIS Z 2201の規定に準拠した12A号試験片を切出し採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTS、伸びElを求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
各継目無鋼管から、図１に示すように、JIS Z 2202の規定に準拠した2.5mm厚のＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施して、エネルギー遷移温度vＴｅ（℃）を求め、靭性を評価した。
【００３８】
なお、各継目無鋼管に、減面率25.6％の冷間引抜による冷間加工を施し、外径56.0mmφ×肉厚4.2mmの鋼管とした。これら鋼管について、シャルピー衝撃試験を同様に実施して、エネルギー遷移温度vＴｅ（℃）を求め、冷間加工後の靭性を評価した。
得られた結果を表３に示す。
【００３９】
【表１】
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【００４０】
【表２】
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【００４１】
【表３】
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【００４２】
本発明例はいずれも、所望の組織を有し、圧延ままもしくはノルマ処理（N処理）後に、引張強さ：600MPa以上の高強度、およびvＴｅ：−40℃以下の高靭性を有し、しかも冷間加工後の靭性劣化が10℃以下と少ない鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、目標の高強度が得られないか、あるいは靭性が低下しているか、あるいは冷間加工後の靭性劣化が大きいかしている。
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】実施例で使用したシャルピー衝撃試験片の採取要領を模式的に示す説明図である。
【図１】
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